JP6299321B2

JP6299321B2 - 被削性と疲労強度に優れ、硬さばらつきの小さい省ｖ型熱間鍛造非調質部品及びその製造方法

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Publication number: JP6299321B2
Application number: JP2014061987A
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Inventors: 浩行水野; 慶子黒澤
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Filing date: 2014-03-25
Publication date: 2018-03-28
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Description

本発明は、Ｖ炭窒化物による析出強化に頼ることなく、優れた疲労強度を確保でき、かつ被削性に優れ、硬さばらつきの小さい優れた省Ｖ熱間鍛造用非調質鋼と上記鋼を用いて製造された熱間鍛造部品及びその製造方法に関する。

自動車や産業機械のエンジン部品、足廻り部品等の部品は、比較的大きな部品が多いことから、その多くが大変形を伴う加工を容易に行うことのできる熱間鍛造により製造されている。そして、熱間鍛造後に別工程で熱処理をするということになると、非常に多くのエネルギーを必要とすることから、熱間鍛造後の冷却工程を通して、必要な強度を確保することができ、別工程での熱処理を必要としない熱間鍛造用非調質鋼が多く用いられている。

従来用いられている熱間鍛造用非調質鋼の多くは、Ｖが添加された非調質鋼であった。すなわち、Ｖ添加の非調質鋼は、熱間鍛造後の冷却時に鋼中のＶが炭窒化物として析出し、析出強化によって強度向上を図ることが可能で、その効果により必要な強度を確保でき、熱処理を不要とすることができたからである。

Ｖ添加の非調質鋼は、上記の優れた特徴を有する反面、大きな欠点を有していた。すなわち、Ｖは比較的高価な元素であるため、非調質化により熱処理費用は削減できても、素材費は逆に上昇し、最近のさらなるコスト低減要求に対しては十分な対応ができないという問題があった。

また、Ｖ添加は、上記した通り冷却時にＶ炭窒化物を析出させて、析出強化により強度向上を図っていることから、強度向上に寄与するＶ炭窒化物の析出は、熱間鍛造後の冷却速度に左右されるため、冷却速度によって強度や硬さが変化して、鍛造品の強度ばらつきが大きくなり、大量生産時に品質が安定した製品を製造しにくいという問題点を有していた。

このような問題点に対し、最近では、例えば特許文献１に記載のように、Ｖ添加に頼らないか、添加するとしても極めて少量に抑えた省Ｖ型の熱間鍛造用非調質鋼が検討され、提案されている。

特開２００３−２７７８７８

しかしながら、上記した特許文献等最近提案されている省Ｖ型の熱間鍛造用非調質鋼は、従来のＶ添加型非調質鋼と比べると、同等の疲労強度が得られるレベルに到達していない。また、Ｖ以外の元素を含め、硬さばらつきを低減するための最適化も十分ではなく、上記した通り、Ｖ添加の非調質鋼に欠点があるにもかかわらず、Ｖ添加の非調質鋼を省Ｖ型の非調質鋼に完全に置換する可能なレベルまでには到っていないのが、現状である。

本発明は、上記課題を解決するために検討されたものであり、Ｖを添加しないか添加しても少量に抑えつつ、従来のＶ添加型非調質鋼と比べ同等以上の疲労強度を確保でき、かつ製造時の冷却速度ばらつきに伴う硬さばらつきを小さく抑えられ、被削性にも優れた省Ｖ型熱間鍛造用非調質鋼を提供可能にし、上記鋼を用いることにより、疲労強度の優れた熱間鍛造部品を提供可能にすることを目的とする。

本発明者等は、Ｖ以外の元素の中で疲労強度に最も効果的な元素の組合せはないかを詳細に調査した。その結果、主要添加元素のうち、特にＳｉの添加による固溶強化を図ることが重要であることを見出し、少なくとも１．００％以上含有させることが効果的であることを見出した。Ｓｉは、Ｃ、Ｍｎ等のような強度確保のための必須元素とは異なり、従来は必ずしも多量に添加されておらず、ＪＩＳの炭素鋼、合金鋼等でも脱酸効果を得るのに十分な０．２５％程度しか含有していない鋼が多く存在する。本発明者等は、多数のデータを取得、分析した結果、Ｓｉを１．００％以上含有している鋼と、１．００％未満しか含有していない鋼との間に疲労強度において明確な差異があることを見出したものである。そして、本発明者等は、さらに調査し、Ｓｉ以外の強度との関係が大きい元素であるＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖの疲労強度に対する影響も総合的に把握して、優れた疲労強度を得るための後述する関係式を作成し、その式を満足するよう成分設計することで、同じ疲労強度をより低い硬さで得ることが可能となり、その結果、疲労強度が高い割に被削性も優れているという、相反する特性を両立できることを確認したものである。

また、上記検討と同時に硬さばらつきを極力小さくするための成分の最適化にも取組み、Ｖだけでなく、焼入性向上元素であるＭｎについても硬さばらつきに大きく影響し、強度を確保できる範囲で極力低減すべきであること、上記効果を得るためにＭｎの上限を０．９５％に抑制した場合には、Ｍｎを多量に含有させる場合と比べると、硬さばらつきを低減する効果に加え、Ｓを少量同時添加した場合、Ｓ本来の被削性改善だけでなく、粗大な晶出ＭｎＳが減少し、微細な析出ＭｎＳが増加して、結晶粒粗大化抑制と、疲労強度向上に有効なことを新規に見出したものである。以上の検討の結果、多量のＶ添加に頼ることなく、従来のＶ添加非調質鋼の同等の疲労強度を確保しつつ、硬さばらつきも小さく、優れた被削性の確保できる省Ｖ型非調質鋼の開発に成功したものである。

以上説明した検討の結果見出された被削性と疲労強度に優れ、硬さばらつきの小さい省Ｖ型熱間鍛造用非調質鋼は、質量％で、Ｃ：０．４５〜０．６０％、Ｓｉ：１．００〜１．５０％、Ｍｎ：０．７０〜０．９５％、Ｓ：０．０３０％〜０．１００％、Ｃｒ：０〜０．７０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｖ：０〜０．１０％を含有すると共に、式１及び式２を満足し、
式１：Ｃ＋０．７Ｓｉ＋０．６Ｍｎ＋０．３Ｃｒ＋５Ｖ≧１．７０、
式２：５Ｍｎ＋２Ｃｒ＋１５Ｖ≦５．７０、
（式１及び式２中における元素記号は、当該元素の含有率（質量％）の値を意味する）
残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする。

そして、上記成分からなる鋼を用い、適切な条件で製造することにより、金属組織がフェライト・パーライト組織であるとともに、旧オーステナイト結晶粒度が３．０番以上であり、
ビッカース硬さが２７５〜３２０ＨＶの範囲にあり、
引張強さが９００ＭＰａ以上であり、小野式回転曲げ疲労試験（平滑）による１０ ⁷ 回転での疲労強度が４００ＭＰａ以上であることを特徴とする省Ｖ型熱間鍛造非調質部品を得ることができる（請求項１）。

また、本発明の他の態様は、質量％で、Ｃ：０．４５〜０．６０％、Ｓｉ：１．００〜１．５０％、Ｍｎ：０．７０〜０．９５％、Ｓ：０．０３０％〜０．１００％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｖ：０〜０．１０％を含有すると共に、式１及び式２を満足し、
式１：Ｃ＋０．７Ｓｉ＋０．６Ｍｎ＋０．３Ｃｒ＋５Ｖ≧１．７０、
式２：５Ｍｎ＋２Ｃｒ＋１５Ｖ≦５．７０、
（式１及び式２中における元素記号は、当該元素の含有率（質量％）の値を意味する）
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鍛造用母材を準備し、上記鍛造用母材を熱間鍛造後、７００〜６００℃の温度域を平均冷却速度が１０〜１００℃／分となる条件で冷却することを特徴とする省Ｖ型熱間鍛造非調質部品の製造方法にある（請求項２）。
そして、上記製造方法で製造された熱間鍛造非調質部品は、金属組織がフェライト・パーライト組織であるとともに、旧オーステナイト結晶粒度が３．０番以上であり、ビッカース硬さが２７５〜３２０ＨＶの範囲にあり、引張強さが９００ＭＰａ以上であるとともに、小野式回転曲げ疲労試験（平滑）による１０ ⁷ 回転での疲労強度が４００ＭＰａ以上である性能を得ることができる。

上記省Ｖ型熱間鍛造用非調質鋼は、上記特定の成分組成と上記式１及び式２の両方の関係式を満足するように、成分調整されている。これにより、上記成分組成の範囲外となる鋼と比較して、同じ硬さであっても高い疲労強度を得ることができ、疲労強度が高い割に優れた被削性を確保することができる。また、熱間鍛造後の冷却速度が変化した場合の硬さ変化を小さく抑えることができるため、硬さばらつきが小さい、安定した強度を有する熱間鍛造部品の提供が可能となる。また、Ｖを添加しないか、添加するとしても少量に抑えているので、低コストで疲労強度の優れた熱間鍛造部品の製造が可能となる。

さらに、Ｍｎの添加量を焼入性を確保できる範囲で、できるだけ少なめに抑え、被削性を改善する元素であるＳの適量添加によって、粗大な晶出ＭｎＳの生成を抑え、微細な析出ＭｎＳが増加する成分に調整している効果により、熱間鍛造後において、３．０番以上の結晶粒度からなる組織を実現し、Ｍｎ、Ｓ以外の最適な成分調整による効果も含めて高い疲労強度を実現することができる。

Ｓｉ含有率の違いによる疲労強度への影響を説明するグラフＳ添加による結晶粒微細化効果を説明するグラフ式２の値と硬さばらつきの大きさを説明するグラフ

上記省Ｖ型熱間鍛造用非調質鋼における化学成分組成の限定理由について、以下に説明する。
Ｃ：０．４５〜０．６０％、
Ｃ（炭素）は、必要な硬さ、引張強さを確保し、優れた疲労強度を得るために必須となる元素である。Ｃの含有によって、熱間鍛造し、適切な条件で冷却した後に狙いとする強度を有する熱間鍛造部品の製造が可能となるため、下限を０．４５％とした。しかしながら、Ｃの含有率が高すぎると、強度は確保できても優れた被削性の確保が困難となるおそれがあるため、上限を０．６０％とした。

Ｓｉ：１．００〜１．５０％、
Ｓｉ（ケイ素）は、Ｖに頼らずに、Ｖ添加の熱間鍛造用非調質鋼と同等以上の強度を確保するための必須元素であり、製鋼時の脱酸材として不可欠な量を超えて積極的に添加する必要がある。Ｓｉを１．００％以上含有させることにより、後述する通りＳｉを１．００％未満しか含有しない鋼に比べ、固溶強化による強度向上効果を高めることができ、同一硬さで比較した場合により高い疲労強度を得ることができる。この効果によりＳｉ含有率の低い鋼に比べ、良好な被削性を有したまま優れた疲労強度を得ることができる。但し、Ｓｉは多量に含有させすぎると、熱間鍛造後の硬さが上昇し、逆に被削性が低下するおそれがあるので、その影響が過度に生じないようにするため、上限を１．５０％とした。

Ｍｎ：０．７０〜０．９５％、
Ｍｎ（マンガン）は、焼入性を向上し、熱間鍛造後に狙いの硬さ及び強度確保を可能にするために不可欠な元素であり、０．７０％以上含有させる必要がある。また、Ｍｎは、Ｓと結合しＭｎＳを生成し被削性の向上を図るために有効な元素でもある。しかし、Ｍｎを多量に含有させるとＭｎＳによる被削性向上効果は得られるものの、粗大な晶出ＭｎＳが増加し、３．０番以上の結晶粒度を得ることが難しくなる。また、Ｍｎは、含有率が高いほど硬さばらつきが大きくなるという問題もある。そこで、本発明では、Ｍｎは、必要な強度確保が可能な範囲で添加量を抑制することとし、その上限を０．９５％とした。その結果、粗大な晶出ＭｎＳの生成を抑制しつつ微細な析出ＭｎＳを増やし、３．０番以上の結晶粒径の確保を可能として、優れた疲労強度の確保を可能するとともに、硬さばらつきの小さい熱間鍛造用非調質鋼の提供を可能とすることができる。

Ｓ：０．０３０〜０．１００％、
Ｓ（硫黄）は、Ｍｎと結合しＭｎＳを生成し、被削性向上に効果を有する。またＭｎの限定理由で説明した通り、Ｍｎ含有率を最適化した上で、Ｓを添加した場合には、微細な析出ＭｎＳを生成させ、熱間鍛造後の結晶粒粗大化を抑制する効果を有する。特に、Ｓは、室温では鋼中にほとんど固溶しないため、Ｓ含有率を高めるほど、ＭｎＳが増加し、上記効果を高めることができる。従って、上記効果を十分に得るために、最低でもＳは０．０３０％以上の含有させることとした。しかしながら、Ｓ含有率を高くしすぎると、硫化物系介在物が増加し、疲労強度低下の原因となるため、上限を０．１００％とした。

Ｃｒ：０〜０．７０％、
Ｃｒ（クロム）は、Ｍｎと同様に焼入性を高め、熱間鍛造後の硬さ確保に必要となる元素である。しかし、Ｃｒは、Ｍｎと同様に硬さばらつき増大の原因となる元素である。Ｍｎは析出ＭｎＳの生成による結晶粒微細化効果を有するが、Ｃｒにはそのような効果はないため、硬さばらつきを小さくするためには、可能であるなら添加しないことが望ましい。従って、本発明では、Ｃｒは必須元素とせず、焼入性確保のために必要な場合のみに添加する任意元素の扱いとした。但し、０．７０％を超えて含有させると、硬さばらつきが大きくなりすぎるおそれがあるため、上限を０．７０％とした。

Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸のために必要な元素であるだけでなく、Ｎと結合しＡｌＮとなって鋼中に析出し、結晶粒微細化に効果を有する元素でもある。特に、本発明では熱間鍛造後の旧オ−ステナイト結晶粒径が製造された鍛造部品の疲労強度に大きく関係することから、Ａｌの含有は必須であるため、下限を０．０１０％とした。一方、多く含有させすぎても効果が飽和するので、上限を０．０５０％とした。

Ｖ：０〜０．１０％、
Ｖ（バナジウム）は、熱間鍛造後の冷却途中に、鋼中にＶ炭窒化物を析出し、析出強化により強度を向上する効果を有する元素である。しかしながら、Ｖは本発明で含有する他の元素に比較すると高価な元素であるだけでなく、効果の大きさが冷却時のＶ炭窒化物の析出挙動により変化することから、生産時に冷却速度がばらついた場合の硬さ変化が大きく、添加すると、製品の硬さばらつきが大きくなるという欠点を有している。そこで、本発明では、基本的にはＶは添加しないこととし、添加するとしても特に高い強度を得たい場合に限定して少量を許容するのみとし、上限を０．１０％とした。コストと硬さばらつきを重視する場合には、可能であれば添加せず、含有を許容するとしても、不純物としての含有のみとすることがより望ましい。

式１：Ｃ＋０．７Ｓｉ＋０．６Ｍｎ＋０．３Ｃｒ＋５Ｖ≧１．７０、
式１における各元素記号は、当該元素の含有率（質量％）の値を意味するものである。式１は、多数の成分からなる試験材の疲労試験データに基づき重回帰分析を行い、導き出された実験式である。具体的には、後述する回転曲げ疲労強度について狙いの強度を確保できる条件を多数のデータから導き出したものである。なお、Ｖは既に説明した通り、本発明では可能な限り添加しないこととしているが、添加した場合の疲労強度への効果は最も大きいため、高い係数となっている。本発明でポイントとなる元素はＳｉであり、Ｓｉの疲労強度への効果を明確とし、この式に正確に反映させている点が、本発明の特徴である。そして、各元素を説明した通りの範囲に調整した上で、さらにこの式を満足するように成分調整することにより、優れた疲労強度を確保することが可能になる。

式２：５Ｍｎ＋２Ｃｒ＋１５Ｖ≦５．７０、
式２における各元素記号は、当該元素の含有率（質量％）の値を意味するものである。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ共に、それぞれの成分限定理由の箇所で説明した通り、含有率が高くなると冷却速度の変化による硬さ変化が大きくなり、熱間鍛造後の硬さばらつきが大きくなり、製品強度を安定して狙いとする範囲に調整することが困難になる。本発明では、多数の成分からなる試験材の硬さデータに基づき重回帰分析を行い、硬さばらつきを狙いとするレベルに抑制可能とする式２を導き出したものである。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖについて、既に説明した成分範囲に調整した上で、さらに式２を満足するように成分調整することにより、硬さばらつきを狙いとする範囲内に抑えることが可能になる。

次に、以上説明した成分からなる熱間鍛造用非調質鋼を用いて製造した熱間鍛造部品の機械的性質、組織等の範囲の限定理由について、以下に説明する。

本発明鋼を熱間鍛造することにより製造した熱間鍛造部品は、フェライト・パーライト組織からなり、旧オーステナイト結晶粒度が３．０番以上である。フェライト・パーライト組織とした上で、従来鋼に比べＳｉの固溶強化を含む複数元素の成分の最適化により、同じ硬さでより高い疲労強度の確保を可能にし、優れた被削性を得ることができる。また、３．０番以上の結晶粒度とすることにより、高い疲労強度を確保できる。本発明鋼の場合、結晶粒度が３．０番未満になると、急激に疲労強度が低下する傾向がみられるが、３．０番以上であれば、疲労強度に大きな変化はなく、優れた疲労強度を確保できる。

また、上記熱間鍛造部品は、ビッカース硬さが２７５〜３２０ＨＶの範囲にある。そして、前述の説明及び後述の実施例に示すように、同じ硬さでも高い疲労強度を得ることができる。従って、上記硬さの範囲とすることにより、疲労強度が高い割に優れた被削性を得ることができる。ビッカース硬さの下限を２７５ＨＶとしたのは、この値より硬さが低い場合には、狙いとする高い疲労強度を得ることが困難になるおそれがあるからであり、上限を３２０ＨＶとしたのは、これ以上に硬くなると優れた被削性を確保することが難しくなるためである。

また、上記熱間鍛造部品は、引張強さが９００ＭＰａ以上である。本発明では、式１による限定等、高い疲労強度を得るために最適化された成分調整がされているので、本発明の成分の条件を満足し、引張強さが９００ＭＰａ以上として製造した熱間鍛造部品により、優れた被削性を確保しつつ高強度化を図ることができるため、軽量化に大きく寄与することができる。

次に、熱間鍛造時のポイントとなる鍛造後の冷却速度の限定理由について説明する。
上記した熱間鍛造部品の製造時においては、まず、電気炉等の溶解炉で溶解し、成分調整後鋳造された鋳片等を熱間圧延等の熱間加工を施すことにより、所定の寸法からなる鍛造用母材を準備する。そして、上記鍛造用母材を用いて熱間鍛造され、鍛造部品が製造される。そして、熱間鍛造時においては、鍛造後の冷却時に、７００〜６００℃の温度域を平均冷却速度が１０〜１００℃／ｍｉｎとなる条件で冷却ことが好ましい。下限を１０℃／ｍｉｎとしたのは、これより遅くなると狙いとする強度を下回るおそれが生じ、高強度を安定して得られなくなるためであり、上限を１００℃／ｍｉｎとしたのは、速く冷却しすぎるとベイナイト組織が生成されるおそれが生じるだけでなく、ベイナイトが生成しなくても硬さが上昇して優れた被削性を維持できなくなるおそれがあるためである。

なお、本発明では、Ｍｎの上限を少なめとしたり、Ｖ添加を極力抑制する等によって、冷却速度が変化した際の硬さ変化が、より小さくなるように成分設計しているが、冷却速度が上記範囲を超えて遅くなったり、速くなったりすると、硬さばらつきが大きくなるので、上記冷却速度範囲内であっても、できるだけばらつきの小さい条件で製造することが好ましい。また、本発明の成分範囲内であっても成分によって高めの硬さとなる鋼と低めの硬さとなる成分があるので、成分に合わせて冷却速度を適切に調整して製造することが必要である。

なお、熱間鍛造時の加熱温度や熱間鍛造温度については、従来から通常行われている条件(例えば１１５０〜１３００℃程度)で問題ないので、詳細な説明は省略する。

以上説明した本発明の熱間鍛造用非調質鋼の性能について、実施例を示すことにより明らかにする。表１は、実施例として準備した供試材の化学成分を示すものである。なお、表１に示す鋼のうち、試料１〜１３が本発明の成分の条件を満足する鋼であり、試料１４〜２８が一部の成分又は式の値が本発明で指定した範囲をはずれている比較鋼、試料２９は従来から用いられてきたＶ添加のフェライト・パーライト型非調質鋼である。以下、供試材の評価方法について説明する。

＜試験片準備方法＞
供試材は、電気炉で溶解し得られた鋼塊を鍛伸してφ３０の丸棒を準備し、実際の熱間鍛造と同様の温度履歴を経た場合の機械的特性を評価するため、１２００℃に加熱し３０分保持した後、ファン冷却を行った。この際、７００〜６００℃の間の平均冷却速度が３０℃／ｍｉｎとなるようにファンの強さを調整した。なお、温度は全て表面温度である。その後所定の形状に試験片加工し、評価した。

＜結晶粒度、硬さ＞
上記したファン冷却後の丸棒を切断、研磨し、顕微鏡観察することにより結晶粒度を測定した。結晶粒度は、初析フェライトの網目状組織を旧オーステナイト粒と判断することにより、ＪＩＳＧ０５５１に基づき測定した。なお、粒径は倍率１００倍で５視野測定した平均を後述の表２に示した。また、同じ試験片を利用して荷重９８Ｎの条件でビッカース硬さを測定した。

＜引張強さ、疲労強度＞
引張強さは、上記ファン冷却後の丸棒を切断、機械加工してＪＩＳ１４Ａ号試験片を作製し、試験した結果を示したものである。疲労強度は、上記ファン冷却後の丸棒を切断、機械加工して、小野式回転曲げ疲労試験片（平滑、切欠なし）を作製し、１０⁷回転による疲労限（以下、疲労強度と記す。）を測定し、結果を示したものである。

＜硬さばらつき＞
後述の表２に示した硬さは、７００〜６００℃の間の平均冷却速度が３０℃／ｍｉｎとなる条件で冷却した場合の値であるが、本発明は、既に説明しているように冷却速度がばらついても硬さ変化の少ない鋼を提供可能とすることを目的としている。そこで、硬さばらつきについての評価を、フォーマスタ試験により行った。具体的には、試験片準備方法の箇所で説明したφ３０の丸棒から、フォーマスタ試験片を作製し、フォーマスタ試験機の条件設定で、１２００℃に３０分保持後の７００〜６００℃の間の平均冷却速度が１０℃／ｍｉｎとなる場合と１００℃／ｍｉｎとなる場合の条件で実験し、実験後の試験片の硬さを測定し、２条件の硬さの差を表２に硬さばらつきとして示した。なお、硬さは、冷却速度が遅いほど低くなり速いほど高くなる傾向となる。

＜被削性試験＞
上記ファン冷却後の丸棒を機械加工し、φ２５の丸棒を作製し、旋削試験を行うことにより、被削性の評価を行った。試験には、超硬工具（Ｐ２０）を用い、切削速度２００ｍ／ｍｉｎ、切削送り０．１ｍｍ／ｒｅｖ、切込み深さ０．３ｍｍ、潤滑なしの条件で旋盤による旋削試験を実施し、旋削開始から２０００秒経過までの間の、工具の横逃げ面摩耗幅を測定した。その結果、問題のない摩耗幅である０．１２ｍｍ以下の結果が得られた場合を○、そうでない場合を×で示した。
上記各試験の結果を表２に示す。

表２の結果について説明する前に、本発明で検討した成分の最適化が効果的であることを示す測定結果について説明する。

本発明では、既に説明したように、Ｓｉを１．００％以上添加することで、固溶強化を図り、優れた疲労強度を確保している。この効果を明確にするため、硬さと小野式回転曲げ疲労試験で得られた疲労強度との関係を、１．００％以上Ｓｉを含有する鋼と１．００％未満しかＳｉを含有していない鋼とで、違いがわかるようにプロットした図を図１に示す。なお、Ｓｉ以外の影響を排除するため、Ｓｉ以外の成分は、式１を除き本発明の各成分の条件を満足する供試材を準備し、その結果を示した。また、試験を行った供試材は、表１に示す供試材のみでは、データが十分でないため、表１に示す供試材以外に別の供試材を準備し（Ｓｉ含有率０．２４〜０．９１％）、データを追加してプロットしている。

図１から明らかなように、Ｓｉを１．００％以上含有する鋼と１．００％未満しか含有していない鋼で、同じ硬さで得られている疲労強度を比較すると、明らかにＳｉを１．００％以上含有する鋼の方が優れた疲労強度を示すことがわかる。硬さが高くなると被削性が低下することは、従来から良く知られているが、図１より本発明鋼は、同じ硬さでより高い疲労強度を得られることがわかったため、その効果による被削性への効果を明確にするために、疲労強度が４１０ＭＰａ、４６５ＭＰａ、５００ＭＰａに近い値が得られた試験片の被削性を、Ｓｉを１．００％以上含有する鋼と１．００％未満の鋼との間で比較した結果を表３に示す。なお、表３に記載の疲労強度が４６５ＭＰａに近いＳｉを１．００％未満含有する鋼は、表１に示していない供試材（Ｓｉ含有率０．９０％）であるが、追加データとして記載している。

表３の結果から明らかなように、本発明鋼は、Ｓｉを１．００％以上添加した効果により、Ｓｉ含有率の低い鋼に比べ２０〜３０ＨＶ程度低い硬さで同じ疲労強度を得ることができるため、同じ疲労強度であれば、被削性を大きく改善することができる。特に５００ＭＰａ程度の疲労強度の得られる鋼の場合、本発明鋼では、摩耗幅０．１２ｍｍで問題なく加工を行うことができた（試料１３）が、Ｓｉを１．００％未満しか含有しない比較例（試料２８）では、試験途中で工具が折損し、加工を正常に終了させることができなかった。

次に、本発明では、被削性向上元素であるＳを従来から良く知られている被削性向上だけではなく、３．０番以上の結晶粒度を得るためにも添加している。その効果を確認した結果を図２に示す。図２は、後述の表２のデータをプロットしたものである。図２には、Ｓ含有率が低い比較例（試料２０）とＡｌ含有率が低い比較例（試料２３）を×で示した。また、Ｍｎ含有率が高すぎる比較例（試料１９、２７、２８）を△で示したが、３．０番以上の結晶粒度が得られているものの、他の鋼に比べ若干粗大化の傾向が認められた。しかしながら、データ全体をＳ含有率との関係でみると、Ｓ含有率が高いほど結晶粒度番号が増加する傾向を示しており、Ｓの添加による結晶粒微細化効果を確認することができた。

次に、図３も図２と同様に表２に記載の結果を用い、式２の値と硬さばらつきとの関係を示したものである。この結果から明らかなように、式２の値が大きいほど、別の言い方をすれば、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖの含有率が高くなるほど、硬さばらつきが大きくなることがわかる。そして、各成分を本発明の範囲内とし、かつ式２の値を５．７０以下とすることにより、硬さばらつきを５０ＨＶ以下に抑えることができる。なお、図３中に△で示した結果は、式２の値は５．７０以下であるが、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖのいずれかの成分が本発明で指定した範囲をはずれている比較例である（試料１９、２２、２４）。そして、具体的には、硬さばらつきへの影響が小さいと考えられるＳｉ含有率を高めた上で、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ含有率を低めとすることにより、高い疲労強度を確保しつつ、硬さばらつきの小さい非調質鋼を製造することができることが、前述の図１と図３から確認できた。なお、本発明では、強度と被削性がバランス良く優れた状態とするための適した冷却速度として、７００〜６００℃の平均冷却速度を１０〜１００℃／ｍｉｎとしているが、後述の表２の結果から明らかなように、３０℃／ｍｉｎという同じ冷却速度で試験を行っても、本発明鋼の中でも高めの硬さとなる鋼と低めの硬さとなる鋼が存在するため、必ずしも上記範囲全体が適した冷却速度とならない場合がある。従って、鋼毎に上記冷却速度の中で最適な値を調整して製造することが必要である。一例であるが、試料１の場合には、７００〜６００℃の間の平均冷却速度が１０℃／ｍｉｎの場合に硬さが２７８ＨＶとなり、１００℃／ｍｉｎの場合に３１０ＨＶとなり、１０〜１００℃／ｍｉｎの全範囲で本発明の適した硬さである２７５〜３２０ＨＶを満たしていた。しかし、平均冷却速度が５℃／ｍｉｎと１５０℃／ｍｉｎの場合、硬さはそれぞれ２７０ＨＶ、３３０ＨＶとなり、適した硬さの範囲をはずれる結果となった。

次に、表２に示す結果について説明する。
試料１〜１３については、化学成分組成が適正な範囲にあり、かつ、上記式１及び式２を具備することにより、３．０番以上の結晶粒度と２７５〜３２０ＨＶの範囲の硬さを得ることができ、９００ＭＰａ以上の引張強さと４００ＭＰａ以上の疲労強度という優れた強度を得られることが確認できた。そして、優れた強度が得られる一方で問題のない被削性も有しており、高強度と機械加工性を両立するとともに、硬さばらつきも全て５０ＨＶ以下と優れていた。なお、硬さばらつきの評価は、意図的に７００〜６００℃の間の平均冷却速度を、１０℃／ｍｉｎと１００℃／ｍｉｎに変化させて実験を行ったが、実際には、このようなことはないため、実製造の硬さばらつきは、表２に示す値より小さい硬さばらつきとなることが期待できる。
これに対し、比較例は、いずれかの成分又は式の値がはずれることにより、本発明鋼に比べ劣る結果となった。

試料１４、１８は、Ｃ、Ｍｎのいずれかの含有率が低すぎることにより、硬さが低くなり、９００ＭＰａ以上の引張強さを得ることができない結果となった。
試料１５、１７は、Ｃ、Ｓｉのいずれかの含有率が高すぎることにより、硬さが高くなり、被削性が劣る結果となった。

試料１６は、Ｓｉ含有率が低すぎることにより、式１の値が低くなり、Ｓｉの固溶強化による強度改善効果が低下して、引張強さと疲労強度が劣る結果となった。

試料１９は、Ｍｎ含有率が高すぎることにより、硬さばらつきが大きくなる結果となった。なお、試料１９は、Ｍｎ含有率が１．００％と本発明鋼に比べわずかに高いだけなので、結晶粒度が極端に粗大化するほどの影響は生じていないが、さらに含有率が高くなった場合は、粗大な晶出ＭｎＳが増加し、ＭｎＳによる結晶粒微細化効果が低下すると考えられる。

試料２０、２３は、Ｓ、Ａｌのいずれかの含有率が低すぎることにより、結晶粒度が３．０番未満と粗大化し、疲労強度が低下する結果となった。
試料２１は、Ｓ含有率が高すぎることにより、硫化物系介在物が増加し、疲労強度が低下する結果となった。

試料２２は、Ｃｒ含有率が高すぎることにより、硬さばらつきが大きくなる結果となった。
試料２４は、Ｖ含有率が高すぎることにより、引張強さ、疲労強度は優れるが、硬さばらつきが大きくなる結果となった。

試料２５は、１つ１つの成分は、本発明の範囲内となっているが、式１の値が低くなった結果、硬さ、引張強さ、疲労強度が劣る結果となった。
試料２６は、１つ１つの成分は、本発明の範囲内となっているが、式２の値が高くなった結果、硬さばらつきが大きくなるという結果となった。

試料２７、２８は、試料１９に比べさらにＭｎ含有率が高くなった試料であり、試料２８は、さらにＣ含有率も高いものである。Ｍｎは、その含有率が変化した際の結晶粒度変化への影響は、Ａｌに比べると小さいが、試料１９に比べ若干粗大化する傾向が認められた。また、Ｃ、Ｍｎの含有率が高いことにより、式２の値が大きくなりすぎ、硬さばらつきが著しく大きくなった。また、試料２８は、Ｃ含有率が高いことにより硬さが高くなりすぎ、被削性が著しく劣化し、被削性試験途中で超硬工具が折損するという結果となった。

試料２９は、従来のＶ添加の非調質鋼であるが、本発明鋼と比較すると、Ｓｉ含有率が低いものの、Ｓｉに比べ強度を向上させる効果の大きいＶを含有しているため、強度につては９００ＭＰａ以上の引張強さと４００ＭＰａ以上の疲労強度を確保できている。しかし、Ｖ含有率が高いため、式２を満足せず、硬さばらつきが本発明鋼に比べ大きくなるという結果となった。

Claims

質量％で、Ｃ：０．４５〜０．６０％、Ｓｉ：１．００〜１．５０％、Ｍｎ：０．７０〜０．９５％、Ｓ：０．０３０％〜０．１００％、Ｃｒ：０〜０．７０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｖ：０〜０．１０％を含有すると共に、式１及び式２を満足し、
式１：Ｃ＋０．７Ｓｉ＋０．６Ｍｎ＋０．３Ｃｒ＋５Ｖ≧１．７０、
式２：５Ｍｎ＋２Ｃｒ＋１５Ｖ≦５．７０、
（式１及び式２中における元素記号は、当該元素の含有率（質量％）の値を意味する）
残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
金属組織がフェライト・パーライト組織であるとともに、旧オーステナイト結晶粒度が３．０番以上であり、
ビッカース硬さが２７５〜３２０ＨＶの範囲にあり、
引張強さが９００ＭＰａ以上であり、小野式回転曲げ疲労試験（平滑）による１０ ⁷ 回転での疲労強度が４００ＭＰａ以上であることを特徴とする被削性と疲労強度に優れ、硬さばらつきの小さい省Ｖ型熱間鍛造非調質部品。
質量％で、Ｃ：０．４５〜０．６０％、Ｓｉ：１．００〜１．５０％、Ｍｎ：０．７０〜０．９５％、Ｓ：０．０３０％〜０．１００％、Ｃｒ：０〜０．７０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｖ：０〜０．１０％を含有すると共に、式１及び式２を満足し、
式１：Ｃ＋０．７Ｓｉ＋０．６Ｍｎ＋０．３Ｃｒ＋５Ｖ≧１．７０、
式２：５Ｍｎ＋２Ｃｒ＋１５Ｖ≦５．７０、
（式１及び式２中における元素記号は、当該元素の含有率（質量％）の値を意味する）
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鍛造用母材を準備し、上記鍛造用母材を熱間鍛造後、７００〜６００℃の温度域を平均冷却速度が１０〜１００℃／分となる条件で冷却することにより、製造後の金属組織がフェライト・パーライト組織であるとともに、旧オーステナイト結晶粒度が３．０番以上であり、
ビッカース硬さが２７５〜３２０ＨＶの範囲にあり、
引張強さが９００ＭＰａ以上であり、小野式回転曲げ疲労試験（平滑）による１０ ⁷ 回転での疲労強度が４００ＭＰａ以上であることを特徴とする被削性と疲労強度に優れ、硬さばらつきの小さい省Ｖ型熱間鍛造非調質部品の製造方法。